Закономерности процессов структурообразования аустенита углеродистых и низколегированных сталей при горячей деформации тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Шкатов, Максим Игоревич

• Шкатов, Максим Игоревич
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Шкатов, Максим Игоревич

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ И ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ

1.1 Закономерности рекристаллизации аустенита при горячей

деформации углеродистых и низколегированных сталей

1.1.1 Статическая рекристаллизация

1.1.2 Динамический возврат

1.1.3 Динамическая рекристаллизация

1.1.4 Метадинамическая рекристаллизация

1.2 Формирование зеренной структуры при горячей деформации

1.3 Структурные изменения по окончании горячей деформации

1.4 Технология производства углеродистых и низколегированных

сталей

1.4.1 Сортамент стана 2000 и основные требования к готовой продукции

1.4.2 Схема технологии производства стальных полос

на стане 2000 ОАО «НЛМК»

1.5 Постановка задачи исследования

2. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Материал исследования

2.2 Горячая прокатка образцов в лабораторных условиях

2.3 Металлографические исследования

3. РАЗРАБОТКА МАТЕМАТИЧЕСКОЙ МОДЕЛИ ДИНАМИЧЕСКОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ

3.1 Прогнозирование критической деформации для динамической рекристаллизации

3.2 Разработка математической модели прогнозирования кинетики динамической рекристаллизации

3.3 Прогнозирование размера зерна при динамической рекристаллизации

3.4 Оценка параметров моделирования при прогнозе кинетики

динамической рекристаллизации

4. ПРОГНОЗИРОВАНИЕ КИНЕТИКИ МЕТ А ДИНАМИЧЕСКОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ

4.1 Модель расчета кинетики метадинамической рекристаллизации

4.2 Прогнозирование и эволюция размера зерна при метадинамической рекристаллизации

4.3 Анализ расчета степени рекристаллизации аустенита

4.4 Оценка степени развития метадинамической рекристаллизации по параметрам микроструктуры

5. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТЕМПЕРАТУРНО-СКОРОСТНЫХ РЕЖИМОВ ДЕФОРМИРОВАНИЯ И ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА НА УСЛОВИЯ РАЗВИТИЯ ДИНАМИЧЕСКОЙ И МЕТАДИНАМИЧЕСКОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ

5.1 Проверка адекватности модели сопротивления деформации

проката

5.2 Влияние температурно-скоростных режимов деформирования проката на процессы разупрочнения

5.2.1 Результаты расчетов параметров структурообразования аустенита при горячей деформации

5.2.2 Влияние химического состава на процессы разупрочнения и величину критической деформации

5.2.3 Оценка неравномерности структурообразования аустенита по длине полосы

5.2.4 Влияние толщины подката на размер зерна и кинетику

103

рекристаллизации аустенита

5.2.5 Влияние температуры конца прокатки на размер зерна

106

аустенита и динамическую рекристаллизацию

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

Приложение

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Закономерности процессов структурообразования аустенита углеродистых и низколегированных сталей при горячей деформации»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы.

Повышение эффективности работы металлургического предприятия напрямую зависит от качества производимой им продукции и оптимизации технологического процесса. Производство листового проката непосредственно связано с процессами горячей прокатки на непрерывных широкополосных станах (НШС). Получение однородных структур, обеспечивающих оптимальные значения прочностных характеристик при достаточном уровне пластичности и вязкости, закладываемых в процессе горячей прокатки, является одной из основных целей при производстве готовой металлопродукции.

Технологический режим горячей прокатки сталей на НШС обеспечивается, прежде всего, начальной настройкой клетей стана, предполагающей выбор оптимальных деформационно-скоростных параметров прокатки. Система начальной настройки производит автоматизированный расчет режимов деформации, учитывает внешние возмущения на каждой полосе и корректирует по ним параметры настройки. Точность начальной настройки в значительной мере зависит от правильности расчета сопротивления деформации прокатываемого металла, величина которой определяется не только параметрами деформации (величиной, скоростью и температурой деформации), но и химическим составом стали (в том числе зависит от колебаний содержания элементов в пределах марки), процессами структурообразования проката во время деформации и пауз между обжатиями. В зависимости от химического состава стали и параметров прокатки полосы возможны следующие варианты развития процессов рекристаллизации проката, приводящие к разупрочнению или упрочнению металла:

- разупрочнение за счет динамической рекристаллизации в ходе деформации в клетях стана;

разупрочнение во время междеформационных пауз за счет метадинамической или статической рекристаллизации;

- упрочнение за счет суммирования наклепа в соседних клетях при отсутствии или частичном развитии процессов рекристаллизации во время меж деформационных пауз.

Выбор режима обжатий в клетях стана при горячей прокатке влияет на развитие процессов динамической и статической рекристаллизации при горячей деформации, что напрямую сказывается на структуре и, как следствие, механических свойствах проката.

Цель работы заключается в совершенствовании управления процессами структурообразования при горячей деформации углеродистых и низколегированных сталей и создании математического описания сопротивления деформации проката в клетях непрерывного широкополосного стана горячей прокатки с учетом химического состава и параметров обработки металла.

Научная новизна и положения, выносимые на защиту:

1. Предложен новый подход к математическому описанию прогноза динамической рекристаллизации при горячей деформации углеродистых и низколегированных сталей на основе информации о кинетике статической рекристаллизации для этих сталей.

2. Разработано математическое описание процессов метадинамической рекристаллизации, позволяющее прогнозировать кинетику и структурообразование при метадинамической рекристаллизации в зависимости от условий развития динамической рекристаллизации аустенита углеродистых и низколегированных сталей.

3. Установлены закономерности влияния температурно-скоростных режимов деформирования в клетях непрерывного широкополосного стана углеродистых и низколегированных сталей на условия развития динамической и метадинамической рекристаллизации.

4. Разработан комплексный математический прогноз сопротивления деформации проката в клетях непрерывного стана, учитывающий влияние процессов динамической, метадинамической и статической рекристаллизации на разупрочнение горячедеформированного металла.

Практическая значимость работы.

Разработан и программно реализован комплекс математических описаний параметров горячей прокатки на НШС 2000, позволяющий выполнять расчет кинетики динамической, метадинамической и статической рекристаллизации, а также сопротивление деформации металла при многократной горячей деформации углеродистых и низколегированных сталей в зависимости от параметров деформации и химического состава сталей.

Разработанные модели и программные средства для их реализации позволяют по химическому составу стали и деформационно-скоростным режимам прокатки в клетях стана прогнозировать процесс структурообразования стали и величину её сопротивления деформации, что дает возможность повысить точность начальной настройки клетей стана 2000 ОАО «НЛМК» за счет использования оптимальных энергосиловых параметров при прокатке. Учет этих процессов позволит снизить выход несоответствующей продукции и брака, связанной с перестройкой НШС 2000 на новый типоразмер и марку стали до 10%.

Достоверность результатов исследований, основных положений и выводов определяется корректностью постановки задач, основана на применении современных теорий в области металловедения, термообработки, а также прокатки. Обоснованность применяемых математических методов и результатов компьютерного моделирования подтверждена экспериментальными промышленными данными.

Соответствие диссертации паспорту специальности научных работников.

Диссертационное исследование соответствует следующим пунктам паспорта специальности 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов: п. 2; п. 3; п. 6; п. 8.

Реализация результатов работы. Методики расчета и модели прогнозирования развития динамической и метадинамической рекристаллизации внедряются в «Модернизированную систему начальной настройки чистовой группы клетей» на стане 2000 ОАО «НЛМК».

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы докладывались и обсуждались на конференциях: Основные положения диссертационной работы докладывались и обсуждались на конференциях: «Научная конференция студентов и аспирантов Липецкого государственного технического университета» (Липецк, 2004 г.); региональная научно-практическая конференция «Молодые ученые - науке и производству» (Старый Оскол, 2007 г.); международная научно-техническая конференция «Современная металлургия начала нового тысячелетия» (Липецк, 2008 г.); Международная научно-техническая конференция «Теория и практика производства проката» (Липецк, 2008 г.); материалы международной молодежной научной конференции «XVII Туполевские чтения» (Казань, 2009 г.), материалы международной научно-технической конференции с международным участием «Материалы и упрочняющие технологии» (Курск, 2012 г.).

Публикации. Основные материалы диссертации опубликованы в 11 статьях, в том числе 4 статьи в рецензируемых научных журналах и изданиях.

Структура и объем работы.

Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов, библиографического списка из 89 наименований. Общий объем работы составляет 122 страницы машинописного текста, включая 59 рисунков, 19 таблиц.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ И ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ

ИССЛЕДОВАНИЯ

1.1. Закономерности рекристаллизации аустенита при горячей деформации углеродистых и низколегированных сталей

Под рекристаллизацией понимают процесс полной или частичной замены в поликристаллических телах одних зерен данной фазы, содержащих те или иные структурные несовершенства, другими, более совершенными, зернами той же фазы. Процесс осуществляется образованием, или образованием и движением, или только движением высокоугловых границ [1].

Рекристаллизация и примыкающие к ней процессы возврата и полигонизации представляют собой наиболее распространенный вид структурных изменений, совершающихся при нагреве в металлах, сплавах и неорганических материалах вообще и уменьшающих свободную энергию системы. Трудно найти такую же взаимосвязанную совокупность процессов, как рекристаллизация, возврат и полигонизация, которые давали бы возможность изменять в очень широком диапазоне микроструктуру, текстуру и все структурно-чувствительные свойства. Распространено ошибочное представление о том, что эти процессы совершаются только при нагреве деформированных материалов. В действительности же этот случай наиболее часто встречающийся, но не единственный. Любое внешнее воздействие, приводящее к созданию тех или иных структурных несовершенств и их градиенту или к изменению размеров и формы зерен, приводит при нагреве к перераспределению и уменьшению концентрации этих несовершенств и увеличению однородности зеренной структуры [2].

Важнейшее практическое значение рекристаллизации в том, что она существенно изменяет зеренную структуру и оказывает очень сильное влияние на структурно-чувствительные свойства и процессы. Она не только возвращает микроструктуру в исходное состояние, но и позволяет получить очень

разнообразную структуру с большим диапазоном свойств, часто существенно превышающих первоначальные [1,2].

1.1.1. Статическая рекристаллизация

Под статической рекристаллизацией понимают рекристаллизацию, проходящую при нагреве холоднодеформированного металла или при последеформационной выдержке при горячей деформации [3].

Основной движущей силой развития статической рекристаллизации (первичной рекристаллизации) является уменьшение избыточной объемной энергии, накопленной при пластической деформации [1]. Первичная рекристаллизация начинается при нагреве после деформации множественным скольжением. Температура начала первичной рекристаллизации тем ниже, чем больше степень деформации. Центры рекристаллизации формируются в участках кристаллической решетки, которые сильнее всего разориетированы и искажены при наклепе [4].

Первичная рекристаллизация происходит за счет двух процессов -зарождения центров и роста зародышей, соответственно их скорость определяется скоростью зарождения и скоростью роста [1]. Зависимость доли объема деформированного металла X от времени наиболее обоснована Аврами [5]. Предложенная зависимость имеет вид:

X = 1-ехр(-£г*), (1.1)

где В ит- коэффициенты, зависящие от температуры и характера зарождения и роста зерен.

Первичная рекристаллизация начинается после определенного инкубационного периода [1]. Схема изменения скорости первичной рекристаллизации имеет вид кривой, представленной на рис. 1.1.

Рис. 1.1. Зависимость времени начала первичной рекристаллизации

от степени деформации (схема) Наиболее важными факторами, влияющими на скорость зарождения и скорость роста зародышей рекристаллизации, являются: степень деформации е, скорость деформации ё, температура деформации и скорость последующего нагрева, а также наличие и размеры дисперсных фаз (расстояние между ними) [6, 7].

Большинство теоретических моделей, основывающихся на физическом механизме реализации процесса рекристаллизации, содержат в себе неизвестные величины, описывающиеся полученными эмпирическими зависимостями для кинетики статической рекристаллизации. Используя величину т05 - время прохождения рекристаллизации на 50%, уравнение Аврами было представлено авторами [8-14] в следующем виде:

= 1 - ехр

-В

г

т

К_Г0,5 )

(1.2)

где

да

•0,5

степень статической рекристаллизации, доли;

время, за которое рекристаллизация проходит на 50 %, с;

- текущее время для изотермических условий, с; в =~1п 0,5 - коэффициент;

п ~ коэффициент, зависящий от температуры и химического состава стали. Время, за которое рекристаллизация завершиться на У% или параметр ту определяется эмпирически и может быть представлено величиной как т0.25, так и г0,5, но соответственно изменится и уравнение кинетики рекристаллизации. В

зависимости от химического состава стали были получены следующие зависимости для углеродисто-марганцовистых сталей [15, 16]:

45000Л

„Ж ОТ 1 А -15 т0,4 -0,5

т0 5 =2,3-10 •а0 £ -ехр

КТ

(1.3)

/

г^^ЗЗМО-'-^^-'^-^-ехрГ'236000!; (1.4)

V

КГ

для сталей с ниобием [35, 36]:

т™ = (-5,24 + 550[ЮЪ]) • 10"18 • • ^ • ехр

'330000^

V

ш

(1.5)

г0™25 =1,5-10-18 -¿02(гг-0,025Г2'8 .ехр(30[М»])-ехрГ^^1, (1.6)

V

ЯТ )'

где ¿/0 - исходный размер зерна аустенита, мкм; с - степень деформации, доли; ё - скорость деформации, с"1; Г-температура, К;

Я - универсальная газовая постоянная, Дж/(моль К); [М>] - содержание ниобия в стали, % (масс.).

Также используя уравнение Селларса [12, 17] для т0)5 авторами [18], была получена следующая зависимость:

(1.7)

ук! ;

где А, д,р, г- коэффициенты;

Z = ё ехр(()/е/ / ЯТ), с"1; - параметр Зинера-Холломона;

Qdef~ энергия активации деформации, Дж/моль; Qrec — энергия активации рекристаллизации, Дж/моль.

Параметр носящий также название параметра Зинера-Холломона [80], во время экспериментов по горячей деформации поддерживается постоянным. Физический смысл параметра: чем больше 2, тем более высокие напряжения течения возникают при меньшем числе термически активированных элементарных актах процесса на единицу деформации [1]. Часто используется

при описании процессов рекристаллизации, проходящих непосредственно при деформировании металла.

Коэффициенты A, q, р, г, Qrec, Qdef в уравнении (1.7) были найдены по результатам изучения кинетики рекристаллизации аустенита углеродистых и низколегированных сталей при моделировании на лабораторном стане деформационно-скоростных и температурных параметров прокатки в чистовой группе клетей НШС, а также получены авторами [19] по рекристаллизации аустенита углеродистых и низколегированных сталей с карбонитридным упрочнением. Установлено, что энергия активации рекристаллизации зависит от содержания элементов в стали и описывается - единой для всех сталей (углеродистых, низколегированных, с карбонитридным упрочнением), зависимостью:

Qrec= 148636,8-71981,3 [C]+56537,6[Si]+21180[Mn]

+121243,3 [Mo]+64469,6[V]+109731,9[Nb]0'15. (1.8)

То есть уравнение для расчета времени статической рекристаллизации деформированного аустенита т™ для всех сталей будет иметь вид:

г05 = 3,754-Ю-4 ехр(-7,869-10-5аес)^43^169 ¿~°'53 <>09 ехр(%1 (1.9)

\К1 J

Соответственно исследователями [19] был установлен коэффициент п в уравнении Аврами (2):

п = 2,93 ехр(-) (1.10)

RT

для углеродисто-марганцовистых сталей;

и = 28,33 ехр^-3^) (1.11)

RT

для сталей с ниобием.

Также Медина с соавторами в более ранних работах [20, 21] получил другую зависимость для расчета энергии активации рекристаллизации Qrec, не зависящую от содержания углерода в стали:

Qrec= 124714+64716,7[Si]+283 85,7[Mn]+72775,4[Мо]+121100,4 [Nbf1. (1.12)

При этом были найдены соответствующие коэффициенты в уравнении (1.7),

со

а параметр г0 5 описывается зависимостью: т0>5 = 3,869• 10"4 ехр(-7,921 • 1(Г50гес)8

¿-°'53 ¿Г6 ехр

а

уЯТ;

(1.13)

соответственно уравнения для расчета п имеют вид:

-12000,

п = 3,07 ехр(-

для углеродисто-марганцовистых сталей;

КГ

)

(1.14)

^38,02ехр(^3М)

ят

(1.15)

для сталей с ниобием.

Статическая рекристаллизация может идти в горячедеформированном металле при его последующем нагреве, охлаждении или выдержке при температуре деформации. Она подобна статической рекристаллизации после холодной деформации. Главное отличие в том, что меньшая, чем при холодной деформации, накопленная энергия горячей деформации влияет на кинетику рекристаллизации [1]. Кинетика статической рекристаллизации после горячей деформации сильно зависит от скорости и температуры деформации, т. е. от параметра Зинера - Холломона 2 [22, 23].

1.1.2. Динамический возврат

На начальных этапах горячей деформации всегда происходит деформационное упрочнение, связанное с повышением плотности дислокаций. Восстановительными, разупрочняющими процессами, уменьшающими плотность дислокаций во время горячей деформации, могут быть только возврат или возврат и рекристаллизация [24].

Стадия возврата имеет два этапа: отдых и полигонизацию. Во время отдыха уменьшается количество точечных дефектов и перераспределяются дислокации без образования новых границ. В том случае, если эти изменения приводят к

образованию и миграции малоугловых границ, процесс называется полигонизацией. При полигонизации дислокации перераспределяются таким образом, что внутри деформированных зерен образуются области, свободные от дислокаций и отделенные друг от друга четкими поверхностями -дислокационными малоугловыми границами. Эти области представляют собой блоки или полигоны [3].

При горячей деформации динамический возврат кроме поперечного скольжения, включает еще и переползание дислокаций, в связи с чем становится возможной реполигонизация и поддерживается постоянной общая плотность дислокаций, т.е. достигается стадия установившегося течения [25].

Переход от холодной деформации к горячей с ростом температуры происходит постепенно. Условной температурой этого перехода можно считать гомологическую температуру 0,5 Гпл, выше которой активно идет переползание дислокаций [25].

1.1.3 .Динамическая рекристаллизация

Рекристаллизация, совершающаяся в процессе горячей деформации, была названа динамической. Ее главное отличие от статической рекристаллизации состоит в том, что в появляющихся рекристаллизованных зернах постепенно повышается плотность дислокаций из-за продолжающейся деформации и создаются условия для зарождения и роста новых рекристаллизованных зерен [1].

Первичную, а в случае протекания полиморфного превращения практически единственную, информацию о структурных процессах упрочнения и разупрочнения при горячей деформации дают диаграммы горячей деформации в координатах «напряжение - деформация» [1].

Соотношение между упрочнением и разупрочнением, то есть вид диаграммы горячей деформации, в основном определяется скоростью £ и температурой Т деформации, химическим составом (т. е. энергией дефектов упаковки) и исходным состоянием стали (т. е. предварительной обработкой) [26]. Помимо этого

существенное влияние на вид диаграммы деформации оказывает характер напряженного состояния [1].

Наличие максимума напряжений при переходе к установившейся стадии деформации еще не является доказательством прохождения динамической рекристаллизации, как и отсутствие его не является доказательством прохождения динамической полигонизации [87]. Для выявления преимущественного механизма разупрочнения необходим дополнительный структурный анализ.

Диаграмму высокотемпературной деформации обычно характеризуют следующими параметрами [26] (рис. 1.2):

- отах - максимальное напряжение течения, при котором достигается равновесие между процессами упрочнения и разупрочнения;

- етах - степень деформации, при которой достигается отах\

- (Густ ~ напряжение течения на установившейся стадии;

- £уст ~ степень деформации, при которой достигается установившаяся стадия;

(&тах буст)! @тах 100% - степень разупрочнения при переходе к установившейся стадии;

Ае = Еуст - етах - степень деформации, характеризующая переход к установившейся стадии.

Рис. 1.2. Обозначение параметров диаграмм высокотемпературной деформации

Т. Сакай и Д. Джонас [27] предположили, что форма кривой S — е при динамической рекристаллизации зависит от соотношения размеров исходного Do и рекристаллизованного Dp зерна D(/Dp (рис. 1.3). Если D(/Dp > 2, то кривая S - е имеет одиночный «пик» напряжения течения. А когда Dr/Dp < 2, рекристаллизация происходит одновременно во всех зернах, затем зерна деформируются и рекристаллизуются вновь. В этом случае появляются осцилляции напряжения течения на диаграммах горячей деформации.

и J t ^_.

е Измельчение зёрен h

/ \ /\ /ч/Ч- о

Укрупнение зёрен

Исходный размер зерна —

Рис. 1.3. Условия появления одиночных и множественных «пиков» напряжения течения на диаграммах горячей деформации при динамической рекристаллизации

На кривых «напряжение - деформация» динамическая рекристаллизация проявляется в падении напряжения течения. На стадии установившегося течения возможны два типа поведения металла. При более высоких скоростях деформации напряжение течения после спада остается неизменным, а при более низких скоростях напряжение течения осциллирует около некоторого среднего уровня, который тем ниже, чем меньше скорость деформации. С ростом степени деформации амплитуда колебаний напряжения постепенно уменьшается и кривая Б—е сглаживается [25].

Исследование резко охлажденных образцов, деформацию которых прерывали на разных стадиях, позволило составить следующую картину структурных изменений. Вначале происходит деформационное упрочнение с параллельно идущим динамическим возвратом (участок подъема кривой истинных напряжений). Если динамический возврат слабо развит, то с повышением плотности дислокаций создаются условия для формирования центров динамической рекристаллизации. При малых скоростях деформации они возникают по механизму локального выгибания существующих высокоугловых границ, а при повышенных скоростях стенки ячеек аккумулируют все больше дислокаций и превращаются в высокоугловые границы зародыша динамической рекристаллизации [25].

Пока рекристаллизованные зерна с пониженной прочностью занимают небольшую часть объема металла, до тех пор продолжается рост напряжения течения. С увеличением суммарного объема рекристаллизованных участков разупрочнение перекрывает деформационное упрочнение и напряжение течения падает. Следовательно, критическая степень деформации, соответствующая началу динамической рекристаллизации, несколько меньше деформации, соответствующей пику истинного напряжения течения.

Динамическая рекристаллизация отличается от статической тем, что появившиеся рекристаллизованные зерна с низкой плотностью дислокаций во время своего роста постепенно наклёпываются из-за продолжающейся деформации, в них повышается плотность дислокаций. Участки, рекристаллизовавшиеся в первую очередь, начинают наклёпываться раньше, и в них быстрее достигается критическая платность дислокаций, необходимая для зарождения новых рекристаллизованных зерен, которые затем наклёпываются и т. д. Многократно чередующиеся циклы динамической рекристаллизации и наклепа рекристаллизованных зерен соответствуют установившейся стадии с неизменным средним размером зерна [24].

Наклеп рекристаллизованных зерен уменьшает разность в плотности дислокаций по обе стороны от мигрирующей границы, а так как эта разность

является движущей силой миграции, то скорость роста рекристаллизованных зерен уменьшается. Чем выше температура и ниже скорость деформации, тем крупнее и совершеннее рекристаллизованные зерна.

При малой скорости деформации цикл рекристаллизации успевает закончиться раньше, чем в участках, рекристаллизованных в первую очередь. Критическая плотность дислокаций будет достигнута и начнется новый цикл рекристаллизации. Поэтому при малой скорости деформации вначале наблюдается четкое чередование спадов (рекристаллизационное разупрочнение) и подъемов (деформационное упрочнение) напряжения течения. Так как эти процессы в разных участках макрообъема образца в силу разных, в том числе случайных причин, перестают совпадать по фазе, то осцилляция напряжения течения уменьшается, и кривая Б—е сглаживается [25].

При больших скоростях деформации скорость увеличения плотности дислокаций больше скорости рекристаллизации, и до окончания первого цикла рекристаллизации достигается критическая плотность дислокаций, т. е. начинается второй цикл рекристаллизации. В результате такого перекрытия циклов рекристаллизации напряжение течения не осциллирует вслед за достижением пикового напряжения, оно падает до определенного уровня, промежуточного между сопротивлением деформированию рекристаллизованных и нерекристаллизованных участков.

Характерные особенности структуры металла на стадии динамической рекристаллизации следующие:

а) неоднородность субструктуры по объему металла и внутри отдельных зерен, связанная с тем, что одни участки только что рекристаллизовались, а ранее рекристаллизованные участки подверглись наклепу и динамическому возврату;

б) неровность, зубчатость границ зерен, вызванная выбрасыванием «языков» при зарождении новых зерен;

в) появление колоний новых зерен преимущественно около границ исходных кристаллов;

г) равноосность зерен (в отличие от вытянутых зерен на стадии динамического возврата) [24].

Для начала динамической рекристаллизации необходима критическая деформация ес. Фактически она соответствует деформации меньшей, чем стах (часто считается, что ес = е при а =5/6атах), но при расчете чаще всего берут £с=£тах [1].

Авторами [28] была получена зависимость ер (деформация соответствующая (У,пах) от исходного размера зерна Оо и параметра

£р = 1ю(ггк, (1.16)

где В, р як- коэффициенты.

Также найдены соотношения ас!ор и ес/8р для углеродисто-марганцовистых сталей и сталей с ниобием (рис. 1.4, 1.5).

га С

I <и £ к О. с га X

1»

«еп

АК

а.) б.)

Рис. 1.4. Соотношение между критическим (ас) и пиковым (сгр) напряжением (а) и деформацией (б) для углеродисто-марганцовистой стали

(0,04% С, 0,22% Мп, 0,012% 81) [29].

Рис. 1.5. Соотношение между критическим (сгс) и пиковым (ар) напряжением (а) и деформацией (б) для стали с ниобием (0,05% С, 1,41% Мп, 0,29% 81, 0,03% Мэ) [29].

В работах [16, 30, 31] для углеродисто-марганцовистых сталей критическая деформация для начала динамической рекристаллизации связана с пиковой деформацией следующим соотношением: £с=С£р, где коэффициент С ~ 0,8.

Для сталей с ниобием этот коэффициент у авторов [32] находится в интервале 0,4 - 0,6 и зависит от содержания ниобия: ес /б = 0,78 + 67- 51,6[М>]°88.

Критическая степень деформации £с увеличивается с возрастанием скорости и понижением температуры деформации. Увеличение исходного размера зерна повышает ес. Считают, что при степени деформации соответствующей выходу напряжения течения на установившуюся стадию, материал рекристаллизован на 1 00 %. Но это справедливо только для мелкозернистых материалов. В общем случае кинетика динамической рекристаллизации зависит от температурно-скоростных условий деформации и величины исходного зерна конкретного материала, и рекристаллизация исходной структуры может продолжаться далеко на установившейся стадии [1].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Шкатов, Максим Игоревич, 2013 год

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов М.: МИСИС, 2005. 432 с.

2. Физическое металловедение в 3-х т., Т. I. Атомное строение металлов и сплавов / Под ред. Кана Р.У., Хаазена П.Т. 3-е изд. М: Металлургия. 1987. 420 с.

3. Бернштейн М.Л. Металловедение и термическая обработка стали, Справочник в 3-х т. Т.2. Основы термической обработки. М.: Металлургия, 1983. 368 с.

4. Утевский Л.М., Гликман Е.Э., Кларк Г.С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. 221 с.

5. Физическое металловедение в 3-х т., Т.З: Физико-механические свойства металлов и сплавов / Под ред. Кана Р.У., Хаазена П.Т. 3-е изд. М: Металлургия. 1987. 663 с.

6. Гуляев А.П., Гуляев А.А. Металловедение. М.: Альянс, 2011. 644 с.

7. Горелик С.С. и др. О природе кажущейся коалесценции зерен // ФММ. 1974. Т. 37, № 5. С. 990-998.

8. Hodgson P. D., R. К. Gibbs. Mathematical Modeling of Hot Rolling of Steel, ed. by S. Yue, CIM, Hamilton, Ontario, Canada. 1990. 76 p.

9. Sun W. P., Hawbolt E. В., Т. R. Meadowcroft. Microstructural model for hot strip rolling of high-strength low-alloy steels. Metallurgical and Materials Transactions A. April 2000. Volume 31. Issue 4. Pp. 1247-125

10. Senuma Т., Yada H. Annealing Processes-Recovery, Recrystallization and Grain Growth. National Laboratory, Roskilde, Denmark. 1986. 547 p.

11. Saeki M., Tsunoyama K., Yoshida H. Mechanical Working and Steel Processing Proc, ISS/AIME, 1987. 365 p.

12. Sellars С. M. Hot Working and Forming Processes. The Metals of Society, of London, UK. 1980. P3.

13. Kwon, O. A., Technology for the Prediction and Control of Microstructural Changes and Mechanical Properrties of Steels. ISIJ Int., 32. 1992. Pp. 350-358.

14. Choquet P., Lamberterie В., Perdrix C. A New model for accurate prediction of rolling force application on the solmer hot strip mill. // The Science and Technology of Flat Rolling-4th Int. Steel Rolling Conference. Deauville. France. 1987.

15. Siciliano F. Mathematical Modeling of the Hot Strip Rolling of Microalloyed Nb, Multiply-Alloyed Cr-Mo, and Plain C-Mn Steels // Metallurgical and Materials Transactions A. 2000. Vol. 31 A. P. 511-529.

16. Sun W.P., Hawbolt E.P. Comparison between Static and Metadynamic Recrystallization - An Appication to the Hot Rolling of Steels // ISIJ International, Vol. 37 1997. No.10. Pp. 1000-1009.

17. Sellars С. M., Whiteman J.A. Recrystallization and Grain Growth in Hot Rolling. Met. Sci., 13. 1979. P. 187-194.

18. Hodgson P.D., Gibbs R.K Mathematical Model to Predict the Mechanical Properties ot Hot Rolled C-Mn and Microalloyed Steels Iron Steel Inst. Jpn. Int., 1992. Vol. 32. Pp. 1329-1338.

19. Medina S. F. Improved Model for Static Recrystallization Kinetics of Hot Deformed Austenite in Low Alloy and Nb/V Microalloyed Steels // Iron Steel Inst. Jpn. Ira. 1992. Vol. 41. P. 774-781.

20. Medina S.F., Hernandez C.A. Modeling of the Dynamic Recrystallisation of Austenite in Low Alloy and Microalloyed Steels // Acta Mater. 1996. V. 44. P. 165-171.

21. Medina S.F., Hernandez C.A. The Influence of Chemical Composition on Peak Strain of Deformed Austenite in Low Alloy and Micro-alloyed Steels // Acta Mater. 1996. V. 44. №1. P. 149-155.

22. Коновалов Ю.В. Справочник прокатчика. Книга 1. Производство горячекатаных листов и полос. М.: «Теплотехник», 2008. 640 с.

23. In «History and Theory», Microalloying 75, Washington. 1975. P. 163.

24. Гладштейн Л.И. Литвиненко Д.А., Онучин Л.Г. Структура аустенита и свойства горячекатаной стали. М.: Металлургия, 1983. 112 с.

25. Новиков И.И. Теория термической обработки. М.: Металлургия, 1986. 480 с.

26. Бернштейн М.Л., Добаткин С.В., Капуткина Л.М. и др. Диаграммы

горячей деформации, структура и свойства сталей. М.: Металлургия, 1989. 544 с.

27. Sakai Т., Jonas J.J. Dynamic Recrystallization: Mechanical and Microstructural Considerations. // Acta Metal. 1984. V. 32, № 2. P. 189-209.

28. Poliak E. I., Jonas J.J. Initiation of Dynamic Recrystallization in Constant Strain Rate Hot Deformation - ISIJ International. Vol. 43. 2003. No.5. Pp. 684-691.

29. Roucoules C., Yue S., Jonas J.J. // Proc. Int. Conf. on Modeling of Metal Rolling Processes. London: The Institute of Materials. 1993. P. 165-179.

30. Minami K., Siciliano F., Maccagno T.M., Jonas, J.J. // Iron Steel Inst. Jpn. Ira. 1996. Vol. 36. P. 1507-1515.

31. Manohar P.A., Kyuhwan Lim, Rollet A.D. and Yooungseog Lee, Computational Exploration of Microstructural Evolution in a Medium C-Mn Steel and Applications to Rodd Mill. ISIJ International. Vol. 43. 2003. No. 9. Pp. 1421-1430.

32. Ma L. Q., Yuan X.Q., Jiao S.HLiu., Z.Y., Wu D.and Wang G.D. Modeling of Dynamic Recrystallization and Flow Stress of Nb-bearing Steels. Multidiscipline Modeling in Mat. and Str. 2007. Vol. 3. No.l, Pp. 27-42.

33. Djaic R.A., Jonas J.J. // J. Iron and Steel Inst. 1972. V. 210, №4. P. 256-261

34. Petkovic R.A., Luton M.J., Jonas J.J. // Acta Metal. 1979. V. 27. P. 1633 p.

35. Humphreys F.J., Hatherly M. Recrystallization and Related Annealing Phenomena. Pergamon. 1995. 496 p.

36. Djaic R.A., Jonas J J. // J. Iron and Steel Inst. 1972. V. 210, №4. P. 256-261.

37. Petkovic R.A., Luton M.J., Jonas J.J. // Hot deformation of austenite. 1977. P. 68-85.

38. Sang-Hyun CHO. The Dynamic, Static and Metadynamic Recrystallization of a Nb-microalloyed Steel // Iron Steel Inst. Jpn. Ira. 2001. Vol. 41. Pp. 63-69.

39. Senuma Т., Yada H., Matsumura Y. and T. Futurama: Tetsu-to-Hagane, 70. 1984. 70. P. 2112.

40. Cahn J.W. The Kinetics of grain boundary nucleated reactions // Acta Met. 1956. V.4. Pp. 449-454.

41. Добаткин C.B., Капуткина JI.M. Карты структурных состояний для оптимизации режимов горячей деформации сталей // ФММ. 2001. Т. 91, № 1.

С. 79-89.

42. Hodgson P.D., Gloss R. E., Dunlop G.L.: 32nd Mechanical Working and Steelmaking Conference, ISS-AIME, Cincinnati, 1991, 527.

43. Гуляев А.П., Анащенко B.H., Карчевская Н.И. и др. Металловедение и термическая обработка металлов // 1973. № 8. С. 6-8.

44. Погоржельский В.И., Матросова Ю.И., Литвиненко Д.А. Контролируемая прокатка. М.: Металлургия, 1986. 151 с.

45. Беняковский М.А., Ананьевский М.Г., Коновалов Ю.В. и др. Автоматизированные широкополосные станы, управляемые УВМ. М.: Металлургия, 1984. 240 с.

46. Коновалов Ю.В., Остапенко А.Л., Пономарев В.И. Расчет параметров листовой прокатки. М.: Металлургия, 1986. 430 с.

47. Беняковский М. А., Богоявленский К. Н, Виткин А.И. и др. Технология прокатного производства. В 2- х книгах. Кн. 2. Справочник. М.: Металлургия, 1991.423 с.

48. Полухин П.И., Хензель А., Полухин В.П. и др. Технология процессов обработки металлов давлением. М.: Металлургия, 1988. 408 с.

49. Григорян Г.Г., Железнов Ю.Д. Настройка, стабилизация и контроль процесса тонколистовой прокатки. М.: Металлургия, 1975. 368 с.

50. Полухин П.И., Заувольников Д.Н., Тылкин М.А. и др. Качество листа и режимы непрерывной прокатки. Алма-Ата: «Наука» КазССР, 1974. 400 с.

51. Целиков А. П., Никитин Г.С., Рокотян С.Е. Теория продольной прокатки. М.: Металлургия, 1980. 310 с.

52. Жучин П.Н., Никитин Г.С., Шварцбарт Я.С. и др. Расчет усилий при непрерывной горячей прокатке. М.: Металлургия, 1986. 198 с.

53. Шкатов В.В. Математическое моделирование превращения переохлажденного аустенита в конструкционных сталях / В.В. Шкатов, И.П. Горбунов, И.Г. Козырь //Методические указания к лабораторной работе / Липецкий государственный технический университет. Липецк, 1999. 14с.

54. Fukunda А. // The Sumitomo Search, 1973. № 9. May. P. 8-23.

55. Спектор Я.И., Тихий Н.В., Ященко Р.В. Кинетика выделения и структура дисперсных фаз в горячедеформированном аустените // Металловедение и термическая обработка металлов, 1979. №1. С. 33-36.

56. Беккерт М., Клемм X. Способы металлографического травления, Справочник. М. Металлургия, 1988. 400 с.

57. Салтыков С.А. Стереометрическая металлургия. М. Металлургия, 1976. 247 с.

58. Штремель М.А., Лизунов В.И., Шкатов В.В. Преобразование зерна при у—превращении в малоуглеродистой стали // Металловедение и термическая обработка металлов. 1979. №10. С. 8-10.

59. Roberts W. Strength of Metals and Alloys, ICSMA 7, Vol. 3., Pergamon Press, Oxford, 1986, 1859.

60. Fernandez A. I., Uranga P., Lopez B.and Rodriguez-Ibabe J.M.: Mater. Sci. Eng. A, 361A(2003), 367.

61. Uranga P., Fernandez A. I., Lopez B. and Rodriguez-Ibabe J.M.: Mater. Sci. Eng. A, 345A (2003), 319.

62. Т. M. Maccagno, J. J. Jonas. S. Yue, B. J. McCrady, R. Slobodian and D. Deeks: ISIJ Int., 34 (1994), 917.

63. Semiatin S. L. Lahoti G. and Jonas J. J. Application of Torsion Testing to Determine Workability; v.8 (Mechanical Testing), ASM Metals Handbook, 9th Ed.. ASM, Metals Park, Ohio, 1985. P. 154.

64. Kirihata A., Siciliano F.. Jr.. Maccagno T.M. and Jonas J. J. Mathematical Modelling of Mean Flow Stress during the Hot Strip Rolling of Multiply-alloyed Medium Carbon SteelsISIJ International, Vol. 38 (1998). No. 2. Pp. 187-195

65. Misaka Y., Yoshimoto T. // J. Jpn. Soc. Technol. Plast. 1967. Vol. 8. P. 414.

66. Roberts W., Sandberg A., Siwecki T. Proc. Conf. on HSLA., Steels Technology and Applications, ASM, OH. 1984, 67 p.

67. Minami K. Mathematical Modeling of the Mean Flow Stress, Fractional Softening and Grein Size during the Hot Strip Rolling of C-Mn Steels // Iron Steel Inst. Jpn. Ira. 1996. Vol. 36. Pp. 1500-1506.

68. Шкатов В.В. Прогнозирование эволюции зеренной структуры сталей при динамической рекристализации / В.В. Шкатов, М.И. Шкатов, М.И. Шаршаков // Материалы международной научно-практической конференции «Теория и практика производства листового проката». Липецк. 2008. 4.1. С. 261-265.

69. Beynon J. Н., Sellars С. М.: ISIJ Inl., 32. 1992. Р. 359-367.

70. Шкатов М.И. Зависимость критической деформации для динамической рекристаллизации в низколегированных сталях от химического состава / М.И. Шкатов, В.В. Шкатов, М.И. Шаршаков // Материалы международной научно-технической конференции с международным участием «Материалы и упрочняющие технологии - 2012 ». Курск. 2012. С. 23-28.

71. Фаронов В. В. Delphi. Программирование на языке высокого уровня. СПб.: Питер, 2003. 603 с.

72. Sang-Hyun СНО. Mathematical Modeling of the Recrystallization Kinetics of Nb Microalloyed Steels // Iron Steel Inst. Jpn. Ira. 2001. Vol. 41. Pp. 766-773.

73. Hodgson P. D. Proc. Int. Conf. on Thermomechanical Processing of Steels and Other Materials - Termec '97 , ed. by T. Chandra and T. Sakai, TMS, Warrendale, PA. 1997. 121 p.

74. Mark R. Cartmill. An Analysis of the Transition between Strain Dependent and Independent Softening in Austenite // ISIJ International. 2005. Vol. 45. Pp. 1903-1908.

75. Шкатов В.В. Прогнозирование критической деформации соответствующей началу динамической рекристаллизации в сталях /В.В. Шкатов, М.И. Шкатов, // Известия вузов. Черная металлургия. 2008. № 3. С. 59-61.

76. Шкатов В.В. Моделирование кинетики динамической рекристаллизации низколегированных сталей при горячей деформации /В.В. Шкатов, М.И. Шкатов // Современная металлургия начала нового тысячелетия: Сборник научных трудов. 4.1 Липецк: ЛГТУ, 2007. С. 131-136.

77. ГОСТ 380-94. Сталь углеродистая обыкновенного качества. М.: Издательство стандартов, 1997. 8 с.

78. Богомолов И.В. Разработка математической модели формирования структуры и механических свойств для оптимизации и проектирования

технологических режимов горячей прокатки полосовых сталей: дис. ...канд. техн. наук. Липецк, 2000. 198 с.

79. Шкатов В.В., Богомолов И.В. Преобразование зеренной структуры аустенита в цикле «Деформация первичная рекристаллизация». ФМиМ. 1996. Т.81. Вып. 2. С. 149-158.

80. Zener С., Hollomon J.H. // J. Appl. Phys. 1944. - V. 15.-P. 163-167.

81. Никитин Г.С. Теория непрерывной продольной прокатки. М.: МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2009. 399 с.

82. Gibbs R.K., Hodgson P.D., Parker B.A. in Recrystallization '90,T. Chandra, ed., TMS-AIME, Warrendale, PA, 1996, P. 585-590.

83. Djaic R.A.P., Jonas J.J. Recrystallization of high-carbon steel between intervals of high - temperature deformation // Metallurgical Trans. 1973. V. 4. №2. P.621-624.

84. Шкатов М.И., Родионов Д.В., Лукин A.C., Пименов B.A. Опробование производства в ОАО "НЛМК" холоднокатаного проката из IF-стали марок HC220Y, HC260Y по EN 10268 // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2011. №1. С. 39-42.

85. Пименов В.А., Лукин A.C., Орехов М.Е., Сигорских A.B., Шкатов М.И. Особенности производства холоднокатаного высокопрочного проката в ОАО "НЛМК" // Черные металлы. 2012 г. №5. С. 10-15.

86. Супов A.B. Металловедение и термическая обработка стали и чугуна. Т. 3 Термическая и термомеханическая обработка стали и чугуна. М.: Интермет Инжиниринг, 2007. 920 с.

87. Бернштейн М.Л., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д., Добаткин C.B. Закономерности структурообразования при горячей деформации аустенита легированных сталей // Изв. АН СССР. Металлы, 1982. №2. С. 94-103.

88. Гадалов В.Н., Сафонов C.B., Шкатов М.И, Романенко Д.Н. Эволюция микроструктуры при развитии динамической рекристаллизации в процессе горячей прокатки конструкционных сталей // Вестник Воронежского государственного технического университета. 2013. Т.9. № 5-1. С. 13-16.

89. ГОСТ 5639-94. Методы выявления и определения величины зерна. М.: Издательство стандартов, 1994. 37 с.